(57)【要約】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．５５％、Ｓｉ：０．０１〜３％、Ｍｎ：０．１〜２％を含有し、さらに、Ｖ：１．５％以下及びＭｏ：３．０％以下の１種又は２種を含有し、かつ、ＶとＭｏの含有量がＶ＋１／２Ｍｏ＞０．４％を満たし、さらに、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｃｕ：０．０１〜４％、Ｎｉ：０．０１〜４％、及び、Ｂ：０．０００１〜０．００５％の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイト主体の組織である鋼材であって、上記鋼材の表層に、（ａ）上記鋼材の表面からの厚さが２００μｍ以上で、かつ、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度より０．０２質量％以上高い窒化層、及び、（ｂ）上記鋼材の表面からの深さが１００μｍ以上、１０００μｍ以下で、かつ、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域が形成されていることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
2011111872.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．５５％、
Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％
を含有し、さらに、
Ｖ：１．５％以下及びＭｏ：３．０％以下の１種又は２種を含有し、かつ、ＶとＭｏの含有量が、
Ｖ＋１／２Ｍｏ＞０．４％
を満たし、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０１〜４％、
Ｎｉ：０．０１〜４％、及び、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイト主体の組織である鋼材であって、
上記鋼材の表層に、
（ａ）上記鋼材の表面からの厚さが２００μｍ以上で、かつ、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度より０．０２質量％以上高い窒化層、及び、
（ｂ）上記鋼材の表面からの深さが１００μｍ以上、１０００μｍ以下で、かつ、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域
が形成されている
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項２】
前記窒化層及び低炭素領域の存在により、鋼材に侵入する水素量が０．５ｐｐｍ以下であり、かつ、鋼材の限界拡散性水素量が２．００ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項３】
さらに、前記鋼材が、質量％で、
Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項４】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項５】
前記焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項６】
前記鋼材の表面における圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項７】
前記鋼材の引張強度が１３００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項８】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．５５％、
Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％
を含有し、さらに、
Ｖ：１．５％以下及びＭｏ：３．０％以下の１種又は２種を含有し、かつ、ＶとＭｏの含有量が、
Ｖ＋１／２Ｍｏ＞０．４％
を満たし、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０１〜４％、
Ｎｉ：０．０１〜４％、及び、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイト主体の組織である鋼材を加工したボルトであって、
上記ボルトの表層に、
（ａ）上記ボルトの表面からの厚さが２００μｍ以上で、かつ、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度より０．０２質量％以上高い窒化層、及び、
（ｂ）上記ボルトの表面からの深さが１００μｍ以上、１０００μｍ以下で、かつ、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域
が形成されている
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項９】
前記窒化層及び低炭素領域の存在で、ボルトへ侵入する水素量が０．５ｐｐｍ以下であり、かつ、ボルトの限界拡散性水素量が２．００ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項８に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１０】
さらに、前記鋼材が、質量％で、
Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項８又は９に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１１】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項８〜１０のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１２】
前記焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上であることを特徴とする請求項８〜１１のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１３】
前記ボルトの表面における圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項８〜１２のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１４】
前記ボルトの引張強度が１３００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項８〜１３のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１５】
請求項１〜７のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法であって、
（１）  請求項１又は３に記載の成分組成の鋼材を加熱して、鋼材の表面から１００μｍ以上、１０００μｍ以下の深さまで、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域を形成し、次いで、そのまま冷却して、鋼材組織をマルテンサイト主体の組織とし、その後、
（２）  上記鋼材に、５００℃超、６５０℃以下の窒化処理を施して、該鋼材の表層に、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度よりも０．０２質量％以上高い、上記鋼材の表面からの厚さが２００μｍ以上の窒化層を形成するとともに、鋼材組織を焼戻しマルテンサイト主体の組織とする
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項１６】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項１５に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項１７】
請求項８〜１４のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れたボルトの製造方法であって、
（１）  請求項８又は１０に記載の成分組成の鋼材を加工したボルトを加熱して、ボルトの表面から１００μｍ以上、１０００μｍ以下の深さまで、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域を形成し、次いで、そのまま冷却して、鋼材組織をマルテンサイト主体の組織とし、その後、
（２）  上記ボルトに、５００℃超、６５０℃以下の窒化処理を施して、該ボルトの表層に、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度よりも０．０２質量％以上高い、上記ボルトの表面からの厚さが２００μｍ以上の窒化層を形成するとともに、鋼材を焼戻しマルテンサイト主体の組織とする
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【請求項１８】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項１７に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、線材やＰＣ鋼棒（プレストレスト・コンクリート用鋼棒）などに用いる高強度鋼材、特に、耐遅れ破壊特性に優れた引張強度１３００ＭＰａ以上の高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
機械、自動車、橋梁、建築構造物に多数使用されている高強度鋼は、Ｃ量が０．２０〜０．３５％の中炭素鋼、例えばＪＩＳ  Ｇ  ４１０４、ＪＩＳ  Ｇ  ４１０５に規定されているＳＣｒ、ＳＣＭ等に調質処理を施したものである。しかし、どの鋼種においても、引張強度が１３００ＭＰａを超えると、遅れ破壊が起きる危険性が大きくなる。
高強度鋼の耐遅れ破壊特性を向上させる方法として、鋼組織をベイナイト組織とする方法、又は、旧オーステナイト粒を微細化する方法が有効である。
特許文献１には、旧オーステナイト粒を微細化して耐遅れ破壊性を高めた鋼が開示され、また、特許文献２及び３には、鋼成分の偏析を抑制して耐遅れ破壊性を高めた鋼が開示されている。しかし、旧オーステナイト粒の微細化や、成分偏析の抑制では、耐遅れ破壊特性を大幅に改善することは難しい。
ベイナイト組織は、耐遅れ破壊特性の向上に寄与するが、ベイナイト組織の形成には、適切な添加元素や熱処理が必要となるので、鋼のコストが上昇する。
特許文献４〜６には、面積率８０％以上のパーライト組織を強伸線加工して、１２００Ｎ／ｍｍ２以上の強度と優れた耐遅れ破壊性を付与した、Ｃ０．５〜１．０質量％の高強度ボルト用の線材が開示されている。しかし、特許文献４〜６に記載の線材は、伸線加工によりコストが高く、また、線径の太いものの製造が困難である。
特許文献７には、断面内部の硬さがＨｖ５５０以上のオイルテンパー線を用いて、冷間コイリング後の遅れ破壊の発生を抑制したコイルばねが開示されている。しかし、窒化後の製品表層硬さがＨｖ９００以上であり、ボルトやＰＣ鋼棒のような高負荷応力下では遅れ破壊特性が低く、腐食環境がより厳しくなると、遅れ破壊が発生する問題がある。
特許文献８には、所要の成分組成の鋼に窒化処理を施した、焼戻しマルテンサイト組織が主体の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材が開示されている。特許文献８に開示の高強度鋼材は、水素を含む腐食環境下でも耐遅れ破壊特性を発現する。
しかし、近年、腐食環境はより厳しくなり、厳しい腐食環境下でも、優れた耐遅れ破壊特性を発現する高強度鋼材が求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特公昭６４−４５６６号公報
【特許文献２】特開平３−２４３７４４号公報
【特許文献３】特開平３−２４３７４５号公報
【特許文献４】特開２０００−３３７３３２号公報
【特許文献５】特開２０００−３３７３３３号公報
【特許文献６】特開２０００−３３７３３４号公報
【特許文献７】特開平１０−２５１８０３号公報
【特許文献８】特開２００９−２９９１８０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
以上、説明したように、高強度鋼材において、従来の手法で耐遅れ破壊特性を大幅に高めることには限界がある。耐遅れ破壊特性を高める方法として、鋼材中に微細な析出物を分散させ、析出物に水素を捕捉させる方法がある。しかし、この方法を採用しても、外部から進入する水素の量が多い場合、遅れ破壊を効果的に抑制することは難しい。
本発明は、上記現状に鑑み、厳しい腐食環境下でも、優れた耐遅れ破壊特性を発現する高強度鋼材（線材、ＰＣ鋼棒）と高強度ボルト、及び、それらを安価に製造する製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、（ａ）鋼材に、水素を捕捉する析出物を形成するＶ及び／又はＭｏを所定量含有させ、（ｂ）脱炭処理及び窒化処理で、鋼材の表層に、（ｂ１）低炭素領域を形成して、硬化を抑制し、かつ、（ｂ２）窒化層を形成して、水素の侵入を阻止すると、耐遅れ破壊特性が顕著に向上することが判明した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．１０〜０．５５％、Ｓｉ：０．０１〜３％、Ｍｎ：０．１〜２％を含有し、さらに、Ｖ：１．５％以下及びＭｏ：３．０％以下の１種又は２種を含有し、かつ、ＶとＭｏの含有量が、Ｖ＋１／２Ｍｏ＞０．４％を満たし、さらに、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｃｕ：０．０１〜４％、Ｎｉ：０．０１〜４％、及び、Ｂ：０．０００１〜０．００５％の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイト主体の組織である鋼材であって、上記鋼材の表層に、
（ａ）上記鋼材の表面からの厚さが２００μｍ以上で、かつ、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度より０．０２質量％以上高い窒化層、及び、
（ｂ）上記鋼材の表面からの深さが１００μｍ以上、１０００μｍ以下で、かつ、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域
が形成されていることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
（２）前記窒化層及び低炭素領域の存在により、鋼材に侵入する水素量が０．５ｐｐｍ以下であり、かつ、鋼材の限界拡散性水素量が２．００ｐｐｍ以上であることを特徴とする前記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
（３）さらに、前記鋼材が、質量％で、Ａｌ：０．００３〜０．１％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
（４）前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
（５）前記焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上であることを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
（６）前記鋼材の表面における圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であることを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
（７）前記鋼材の引張強度が１３００ＭＰａ以上であることを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
（８）質量％で、Ｃ：０．１０〜０．５５％、Ｓｉ：０．０１〜３％、Ｍｎ：０．１〜２％を含有し、さらに、Ｖ：１．５％以下及びＭｏ：３．０％以下の１種又は２種を含有し、かつ、ＶとＭｏの含有量が、Ｖ＋１／２Ｍｏ＞０．４％を満たし、さらに、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｃｕ：０．０１〜４％、Ｎｉ：０．０１〜４％、及び、Ｂ：０．０００１〜０．００５％の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイト主体の組織である鋼材を加工したボルトであって、上記ボルトの表層に、
（ａ）上記ボルトの表面からの厚さが２００μｍ以上で、かつ、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度より０．０２質量％以上高い窒化層、及び、
（ｂ）上記ボルトの表面からの深さが１００μｍ以上、１０００μｍ以下で、かつ、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域
が形成されていることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
（９）前記窒化層及び低炭素領域の存在で、ボルトへ侵入する水素量が０．５ｐｐｍ以下であり、かつ、ボルトの限界拡散性水素量が２．００ｐｐｍ以上であることを特徴とする前記（８）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
（１０）さらに、前記鋼材が、質量％で、Ａｌ：０．００３〜０．１％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（８）又は（９）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
（１１）前記ボルトの窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする前記（８）〜（１０）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
（１２）前記焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上であることを特徴とする前記（８）〜（１１）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
（１３）前記ボルトの表面における圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であることを特徴とする前記（８）〜（１２）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
（１４）前記ボルトの引張強度が１３００ＭＰａ以上であることを特徴とする前記（８）〜（１３）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
（１５）前記（１）〜（７）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法であって、
（１）  前記（１）又は（３）に記載の成分組成の鋼材を加熱して、鋼材の表面から１００μｍ以上、１０００μｍ以下の深さまで、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域を形成し、次いで、そのまま冷却して、鋼材組織をマルテンサイト主体の組織とし、その後、
（２）  上記鋼材に、５００℃超、６５０℃以下の窒化処理を施して、該鋼材の表層に、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度よりも０．０２質量％以上高い、上記鋼材の表面からの厚さが２００μｍ以上の窒化層を形成するとともに、鋼材組織を焼戻しマルテンサイト主体の組織とする
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
（１６）前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする前記（１５）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
（１７）前記（８）〜（１４）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れたボルトの製造方法であって、
（１）  前記（８）又は（１０）に記載の成分組成の鋼材を加工したボルトを加熱して、ボルトの表面から１００μｍ以上、１０００μｍ以下の深さまで、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域を形成し、次いで、そのまま冷却して、鋼材組織をマルテンサイト主体の組織とし、その後、
（２）  上記ボルトに、５００℃超、６５０℃以下の窒化処理を施して、該ボルトの表層に、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度よりも０．０２質量％以上高い、上記ボルトの表面からの厚さが２００μｍ以上の窒化層を形成するとともに、鋼材を焼戻しマルテンサイト主体の組織とする
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
（１８）前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする前記（１７）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【発明の効果】
【０００６】
本発明によれば、厳しい腐食環境においても優れた耐遅れ破壊特性を発現する高強度鋼材（線材、ＰＣ鋼棒）及び高強度ボルトと、それらを安価に製造することができる製造方法を提供することできる。
【図面の簡単な説明】
【０００７】
図１（ａ）は、昇温法による水素分析で得られる水素放出速度曲線を模式的に示す図である。
図１（ｂ）は、鋼材の定荷重遅れ破壊試験で得られる破断時間と拡散性水素量の関係を模式的に示す図である。
図２は、エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）で得た炭素濃度曲線から、低炭素領域の深さ（厚さ）を求める方法を示す図である。
図３は、エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）で得た窒素濃度曲線から、窒化層の厚さ（深さ）を求める方法を示す図である。
図４は、鋼材の遅れ破壊試験に用いる試験片を示す図である。
図５は、遅れ破壊試験機の態様を示す図である。
図６は、腐食促進試験における温度及び湿度と時間の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【０００８】
鋼中の水素が遅れ破壊に関与していることが知られている。また、鋼への水素の侵入は、実環境での腐食に伴って起き、鋼中に侵入した拡散性水素は、引張応力の集中部に集積して、遅れ破壊が発生する。
図１（ａ）に、昇温法による水素分析で得られる水素放出速度曲線を模式的に示す。図１（ａ）に示すように、拡散性水素の放出量は、１００℃付近でピークに達する。
本発明では、試料を１００℃／ｈで昇温し、室温から４００℃までの間に放出された水素量の積算値を、拡散性水素量と定義する。なお、放出水素量は、ガスクロマトグラフで測定できる。
本発明では、遅れ破壊が発生する最小の拡散性水素量を限界拡散性水素量という。限界拡散性水素量は、鋼の種類によって異なる。
図１（ｂ）に、鋼材の定荷重遅れ破壊試験で得られる破断時間と拡散性水素量の関係を模式的に示す。図１（ｂ）に示すように、拡散性水素量が多いと破断時間は短く、拡散性水素量が少ないと破断時間は長い。
即ち、拡散性水素量が少ないと遅れ破壊は発生せず、拡散性水素量が多いと、遅れ破壊が発生する。本発明では、鋼材の定荷重遅れ破壊試験を行って、図１（ｂ）に示すように、１００時間以上破断しなかった拡散性水素量の最大値を限界拡散性水素量とした。
侵入水素量と限界拡散性水素量を比較し、侵入水素量よりも限界拡散性水素量が多いと、遅れ破壊は発生せず、逆に、侵入水素量よりも限界拡散性水素量が少ないと、遅れ破壊が発生する。したがって、限界拡散性水素量が多いほど、遅れ破壊の発生が抑制される。
しかし、腐食環境から鋼材へ侵入する水素の量が、限界拡散性水素量を超えると、遅れ破壊が発生する。
したがって、遅れ破壊の発生を防止するためには、鋼材への水素の侵入を抑制するのが有効である。例えば、窒化処理で鋼材表面に窒化層を形成すると、腐食による侵入水素量が抑制されるので、耐遅れ破壊特性が向上する。
しかし、鋼材表面に窒化層を形成すると、表層の硬化によって、限界拡散性水素量が減少して、耐遅れ破壊特性は向上しない。そこで、本発明者らは、限界拡散性水素量を増大するため、鋼材に侵入した水素を微細析出物で捕捉して無害化することを前提に、鋼材の成分組成について検討した。
その結果、本発明者らは、適正量のＶ及びＭｏの１種又は２種を含有させ、鋼材中にＶやＭｏの炭化物、窒化物、及び／又は、炭窒化物からなる微細析出物を析出させると、限界拡散性水素量を増大できることを確認した。
しかし、一方で、鋼材中にＶ及びＭｏの一方又は双方を含有させても、耐遅れ破壊特性の向上が十分に得られない場合があることも確認した。
そこで、本発明者らは、微細析出物の結晶形態と、限界拡散性水素量及び侵入水素量との関係に着目して、鋭意検討を重ねた結果、次のことが判明した。
六方晶のＭｏの炭化物、窒化物、及び、炭窒化物は、限界拡散性水素量を増大する効果が、侵入水素量を増大する効果よりも大きいので、耐遅れ破壊特性の向上に大きく寄与するが、ＮａＣｌ型結晶のＶの炭化物、窒化物、及び、炭窒化物と比較して、微細析出による強度向上効果が小さい。
一方、ＮａＣｌ型結晶のＶの炭化物、窒化物、及び、炭窒化物は、微細析出による強度向上効果が優れている。しかし、ＮａＣｌ型結晶のＶの炭化物、窒化物、及び、炭窒化物は、限界拡散性水素量を増大する一方で、侵入水素量も増大するので、耐遅れ破壊特性の向上効果は、六方晶のＭｏの炭化物、窒化物、及び、炭窒化物と比較して小さい。
即ち、鋼材において、所要の強度を確保し、かつ、優れた耐遅れ破壊特性を確保するためには、ＭｏとＶの含有量を適正に設定することが必要である。
そこで、本発明者らは、ＭｏとＶの含有量を適正に設定すべく鋭意検討した。その結果、Ｖ：１．５質量％以下、Ｍｏ：３．０質量％以下の１種又は２種を含有し、かつ、ＶとＭｏの含有量（質量％）が、Ｖ＋１／２Ｍｏ＞０．４質量％を満たせば、限界拡散性水素量を増大して、優れた耐遅れ破壊特性が得られることが判明した。
また、本発明者らは、窒化層の硬度を下げて、耐遅れ破壊性を向上させることを検討し、表面に脱炭処理を施し、さらに、窒化処理を施した鋼材の腐食促進試験及び暴露試験を行い、鋼材の水素侵入特性及び耐遅れ破壊特性を調査した。
その結果、所定の成分組成及び組織を有する鋼材の表面に、所定の窒素濃度及び厚さの窒化層を形成し、さらに、鋼材表面に、所定の炭素濃度及び深さの低炭素領域を形成すると、鋼材表面に窒化層のみを形成した場合と比較して、耐遅れ破壊特性が顕著に向上することが判明した。
これは、（１）鋼材表面に形成した低炭素領域に窒化層を形成したことにより、窒化層単独の場合よりも、侵入水素量が抑制されたことと、（２）鋼材表面に低炭素領域を形成したことにより、表層の過剰な硬化が抑制されて、限界拡散性水素量が増大したこととの相乗効果によるものと考えられる。
基本的には、所定の成分組成及び組織の鋼材の表層に、（ａ）鋼材表面から２００μｍ以上の厚さで、窒素濃度が１２．０質量％以下で、鋼材より０．０２質量％以上高い窒化層を形成し、かつ、（ｂ）鋼材表面から１００μｍ以上、１０００μｍの深さで、炭素濃度が０．０５質量％以上で、鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域を形成すると、鋼材の限界拡散性水素量を増大し、かつ、侵入水素量を低減できることが判明した。
また、本発明者らは、窒化処理時の加熱・急冷により、鋼材表面に圧縮残留応力が発生し、耐遅れ破壊特性が向上することを見いだした。特に、加工により表層に歪みが導入される高強度ボルトの場合、窒化層の生成が促進され、また、窒素濃度が高くなるので、耐遅れ破壊特性の向上が顕著である。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の高強度鋼材及び高強度ボルトは、所定の成分組成からなり、その表面に、窒化層と低炭素領域が同時に存在するものである。
即ち、本発明の高強度鋼材及び高強度ボルトの表層には、窒素濃度が１２．０質量％以下で、鋼材の窒素濃度よりも０．０２質量％以上高く、炭素濃度が０．０５質量％以上で、鋼材の０．９倍以下の領域（低炭窒化層）が存在する。
窒化層の厚さが低炭素領域の厚さよりも厚い場合、低炭素領域より深いところの炭素濃度は、鋼材の炭素濃度と同等で、窒素濃度は、鋼材の窒素濃度よりも高い。
一方、低炭素領域の厚さが窒化層の厚さよりも厚い場合、窒化層の下に、炭素濃度が０．０５質量％以上で、鋼材の炭素濃度の０．９倍以下であり、その他の元素の含有量は鋼材と同等の低炭素領域が存在することになる。
まず、低炭素領域について説明する。本発明において、低炭素領域は、炭素濃度が、０．０５質量％以上で、高強度鋼材又は高強度ボルトの炭素濃度の０．９倍以下の領域である。
本発明の高強度鋼材及び高強度ボルトにおいては、鋼材表面から１００μｍ以上、１０００μｍの深さまで低炭素領域を形成する。
低炭素領域の深さ及び炭素濃度は、低炭素領域を形成する熱処理の際の加熱雰囲気、加熱温度、及び、保持時間によって調整する。例えば、加熱雰囲気の炭素ポテンシャルが低く、加熱温度が高く、保持時間が長いと、低炭素領域が深くなり、低炭素領域の炭素濃度が低下する。
低炭素領域の炭素濃度が０．０５質量％未満であると、鋼材の炭素濃度の下限０．１０質量％の半分以下となり、低炭素領域で所定の強度及び硬さを確保することができない。低炭素領域の炭素濃度が、鋼材の炭素濃度の０．９倍を超えると、鋼材の炭素濃度とほぼ同等となり、低炭素領域の存在効果が薄れてしまう。
それ故、本発明では、低炭素領域を、炭素濃度が０．０５質量％以上で、鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の領域と定めた。
低炭素領域の炭素濃度が、０．０５質量％以上で、鋼材の炭素濃度の０．９倍以下であると、窒化層の形成による表層硬さの増加量を低減することができる。その結果、鋼材の表層の硬さは、鋼材の硬さと同等か、又は、鋼材の硬さよりも低くなり、限界拡散性水素量の減少を阻止することができる。
低炭素領域の深さ（厚さ）は、上記効果が得られるように、鋼材又はボルトの表面から１００μｍ以上の深さ（厚さ）とした。低炭素領域の深さ（厚さ）は、深い（厚い）ほど好ましいが、１０００μｍを超えると、鋼材全体又はボルト全体の強度が低下するので、低炭素領域の深さ（厚さ）は、１０００μｍを上限とする。
次に、窒化層について説明する。本発明において、窒化層は、窒素濃度が、１２．０質量％以下で、鋼材又はボルトの窒素濃度より０．０２質量％以上高い領域である。そして、窒化層は、鋼材又はボルトの表面から２００μｍ以上の厚さで形成されている。
窒化層の厚さ及び窒素濃度は、窒化処理の際の加熱雰囲気、加熱温度、及び、保持時間によって調整することができる。例えば、加熱雰囲気中のアンモニアや窒素の濃度が高く、加熱温度が高く、保持時間が長いと、窒化層は厚くなり、窒化層の窒素濃度は高くなる。
窒化層の窒素濃度が、鋼材の窒素濃度より高いと、腐食環境から鋼材へ侵入する水素量を低減できるが、窒化層の窒素濃度と鋼材の窒素濃度の差が０．０２質量％未満であると、侵入水素量を低減する効果が充分に得られない。それ故、窒化層の窒素濃度を鋼材の窒素濃度より０．０２質量％以上高い濃度とした。
一方、窒素濃度が１２．０質量％を超えると、窒化層の硬さが過度に上昇して脆くなるので、１２．０質量％を上限とした。
鋼材表面に、窒素濃度が１２．０質量％以下で、かつ、鋼材の窒素濃度より０．０２質量％以上高く、かつ、表面から２００μｍ以上の深さで窒化層が形成されていると、腐食環境から鋼材へ侵入する水素量が大幅に減少する。
窒化層は、上記効果が得られるように、鋼材又はボルトの表面から２００μｍ以上の厚さ（深さ）に限定した。窒化層の厚さの上限は、特に規定しないが、１０００μｍを超えると、生産性が低下し、コストの上昇を招くので、１０００μｍ以下が好ましい。
本発明の高強度鋼材又は高強度ボルトに形成した低炭素領域の深さ（厚さ）は、鋼材又はボルトの表面からの炭素濃度曲線から求めることができる。
表層に低炭素領域及び窒化層を有する鋼材又はボルトの断面を研磨し、エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置（以下「ＥＤＸ」ということがある。）、又は、波長分散型蛍光Ｘ線分析装置（以下「ＷＤＳ」ということがある。）にて線分析して、表面から深さ方向の炭素濃度を測定する。
図２に、ＥＤＸで得た炭素濃度曲線から、低炭素領域の深さ（厚さ）を求める方法を示す。即ち、図２は、ＥＤＸを用いて、表面から深さ方向の炭素濃度を測定して得た、鋼材表面からの距離と炭素濃度の関係を示す図である。
図２に示すように、鋼材表面からの距離（深さ）が長くなるのに伴い、炭素濃度が増加する。これは、脱炭処理により、鋼材表層に低炭素領域が形成されているからである。
脱炭処理の影響を受けていない領域では、炭素濃度は、ほぼ一定（平均炭素濃度ａ）である。平均炭素濃度ａは、脱炭処理の影響を受けていない領域の炭素濃度であり、脱炭処理前の鋼材の炭素量と同等である。
したがって、本発明では、鋼材の炭素濃度の化学分析値を、低炭素領域の深さを求める際の基準値とする。
図２に示すように、鋼材表面から所要の深さまでの炭素濃度が、平均炭素濃度ａの１０％（ａ×０．１）以上低くなっている範囲（鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の範囲）を判別し、その範囲の深さ方向の境界の鋼材表面からの距離（深さ）を求めることで、低炭素領域の深さ（厚さ）を評価することができる。
窒化層の厚さ（深さ）は、低炭素領域と同様に、鋼材又はボルトの表面からの窒素濃度の変化から求めることができる。具体的には、表層に低炭素領域及び窒化層を有する鋼材又はボルトの断面を研磨し、ＥＤＸ又はＷＤＳにて線分析して、表面から深さ方向の窒素濃度を測定する。
図３に、エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）で得た窒素濃度曲線から、窒化層の厚さ（深さ）を求める方法を示す。即ち、図３は、ＥＤＸを用いて表面から深さ方向の窒素濃度を測定して得た、鋼材表面からの距離と窒素濃度の関係を示す図である。
鋼材表面からの距離（深さ）が長くなるのに伴い、窒素濃度が減少するが、窒化処理の影響を受けていない領域で、炭素濃度は、ほぼ一定（平均窒素濃度）である。
平均窒素濃度は、窒化処理の影響を受けていない範囲の窒素濃度であり、窒化処理前の鋼材の窒素量と同等である。したがって、本発明では、鋼材の窒素濃度の化学分析値を、窒化層の厚さを求める際の基準値とする。
図３に示すように、鋼材表面から所要の深さまでの窒素濃度が、平均窒素濃度の０．０２質量％以上高くなっている範囲を判別し、その範囲の深さ方向の境界の鋼材表面からの距離（深さ）を求めることで、窒化層の厚さ（深さ）を評価することができる。
低炭素領域の深さ及び窒化層の厚さは、鋼材又はボルトの断面において、任意の５ヶ所で測定した値を単純に平均して求める。
なお、鋼材の炭素濃度及び窒素濃度は、低炭素領域及び窒化層の深さよりも十分に深い位置、例えば、表面から２０００μｍ以上の深さの位置の炭素濃度及び窒素濃度を測定して求めてもよい。また、鋼材又はボルトの表面から２０００μｍ以上の深さの位置から分析試料を採取し、化学分析して求めてもよい。
本発明の高強度鋼材においては、前述したように、（１）鋼材表面に形成した低炭素領域に窒化層を形成したことで、侵入水素量が抑制されたことと、（２）鋼材表面に低炭素領域を形成したことで、限界拡散性水素量が増大したこととの相乗効果で、耐遅れ破壊特性が顕著に向上する。
本発明者らの調査によれば、鋼材の表層に窒化層と低炭素領域が共存することにより、鋼材に侵入する水素量を０．５ｐｐｍ以下に抑制し、かつ、鋼材の限界拡散性水素量を２．００ｐｐｍ以上に高めることができる。
次に、鋼材の成分組成を限定する理由について説明する。以下、成分組成に係る％は、質量％を意味する。
Ｃ：Ｃは、鋼材の強度を確保するうえで必須の元素である。０．１０％未満であると、所要の強度が得られず、０．５５％を超えると、延性、靭性が低下するとともに、耐遅れ破壊特性も低下するので、Ｃは０．１０〜０．５５％とした。
Ｓｉ：Ｓｉは、固溶強化によって強度を高める元素である。０．０１％未満であると、添加効果が不十分であり、３％を超えると、効果が飽和するので、Ｓｉは０．０１〜３％とした。
Ｍｎ：Ｍｎは、脱酸と脱硫のためだけでなく、マルテンサイト組織を得るため、パーライト組織や、ベイナイト組織の変態温度を下げて焼入れ性を高める元素である。０．１％未満であると、添加効果が不十分であり、２％を超えると、オーステナイト加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させるとともに、耐遅れ破壊特性を劣化させるので、Ｍｎは０．１〜２％とした。
本発明の高強度鋼材又は高強度ボルトは、耐遅れ破壊特性の向上のために、Ｖ及びＭｏの１種又は２種を含有する。
Ｖ：Ｖは、鋼材中に、炭化物、窒化物、及び／又は、炭窒化物の微細析出物を析出させる元素である。この微細析出物は、鋼材に侵入した水素を捕捉して無害化し、限界拡散性水素量を増大する作用をなす。また、微細析出物は、鋼材の強度向上に寄与する。
また、Ｖは、パーライト組織や、ベイナイト組織の変態温度を下げて、焼入れ性を高めるとともに、焼戻し処理時の軟化抵抗を高めて、強度の向上に寄与する元素である。
Ｖが１．５％を超えると、析出強化のための溶体化温度が高くなり、また、水素を捕捉する力も飽和するので、１．５％以下とした。Ｖが０．０５％未満であると、微細析出物の析出による強度向上効果が十分に得られないので、０．０５％以上が好ましい。
Ｍｏ：Ｍｏは、鋼材中に、炭化物、窒化物、及び／又は、炭窒化物の微細析出物を析出させる元素である。この微細析出物は、鋼材に侵入した水素を捕捉して無害化し、限界拡散性水素量を増大する作用をなす。また、微細析出物は、鋼材の強度向上に寄与するとともに、限界拡散性水素量を増大して、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。
また、Ｍｏは、パーライト組織や、ベイナイト組織の変態温度を下げて、焼入れ性を高めるとともに、焼戻し処理時の軟化抵抗を高めて、強度の向上に寄与する元素である。
Ｍｏが３．０％を超えると、析出強化のための溶体化温度が高くなり、また、水素を捕捉する力も飽和するので、３．０％以下とした。Ｍｏが０．４％未満であると、微細析出物の析出により、限界拡散性水素量を増大する効果が十分に得られないので、０．４％以上とした。
Ｖ＋１／２Ｍｏ：本発明において、ＭｏとＶは、Ｖ＋１／２Ｍｏ＞０．４％を満たす必要がある。ＶとＭｏが上記式を満たせば、限界拡散性水素量だけでなく侵入水素量も増大するＶ量が、Ｍｏ量に対して相対的に少なくなるので、限界拡散性水素量が増大し、優れた耐遅れ破壊特性が得られる。
本発明の高強度鋼材又は高強度ボルトは、強度の向上を目的に、優れた耐遅れ破壊特性を疎外しない範囲で、さらに、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、及び、Ｂの１種又は２種以上を含有してもよい。
Ｃｒ：Ｃｒは、パーライト組織や、ベイナイト組織の変態温度を下げて焼入れ性を高め、また、焼戻し処理時の軟化抵抗を高めて、強度の向上に寄与する元素である。０．０５％未満では、添加効果が十分に得られず、１．５％を超えると、靭性の劣化を招くので、Ｃｒは０．０５〜１．５％とした。
Ｎｂ：Ｎｂは、Ｃｒと同様に、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高めて、強度の向上に寄与する元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られず、０．０５％を超えると、添加効果が飽和するので、Ｎｂは０．００１〜０．０５％とした。
Ｃｕ：Ｃｕ、焼入れ性の向上、焼戻し軟化抵抗の増大、及び、析出効果による強度向上に寄与する元素である。０．０１％未満では、添加効果が十分に得られず、４％を超えると、粒界脆化が起きて耐遅れ破壊特性が劣化するので、Ｃｕは０．０１〜４％とした。
Ｎｉ：Ｎｉは、焼入れ性を高め、高強度化に伴って低下する延性や靭性の改善に有効な元素である。０．０１％未満であると、添加効果が十分に得られず、４％を超えると、添加効果が飽和するので、Ｎｉは０．０１〜４％とした。
Ｂ：Ｂは、粒界破壊を抑制し、耐遅れ破壊特性の向上に有効な元素である。さらに、Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を著しく高める元素である。０．０００１％未満であると、添加効果が十分に得られず、０．００５％を超えると、粒界にＢ炭化物やＦｅ炭硼化物が生成して、粒界脆化が起きて耐遅れ破壊特性が低下するので、Ｂは０．０００１〜０．００５％とした。
本発明の高強度鋼材及び高強度ボルトは、さらに、組織の微細化を目的に、優れた耐遅れ破壊特性を疎外しない範囲で、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、及び、Ｚｒの１種又は２種以上を含有してもよい。
Ａｌ：Ａｌは、酸化物や窒化物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を防止して、耐遅れ破壊特性の劣化を抑制する元素である。０．００３％未満では、添加効果が不十分であり、０．１％を超えると、添加効果が飽和するので、Ａｌは０．００３〜０．１％が好ましい。
Ｔｉ：Ｔｉも、Ａｌと同様に、酸化物や窒化物を形成して、オーステナイト粒の粗大化を防止し、耐遅れ破壊特性の劣化を抑制する元素である。０．００３％未満では、添加効果が不十分であり、０．０５％を超えると、Ｔｉ炭窒化物が、圧延や加工時、又は、熱処理の加熱時に粗大化して、靭性が低下するので、Ｔｉは０．００３〜０．０５％が好ましい。
Ｍｇ：Ｍｇは、脱酸や脱硫効果を有し、また、Ｍｇ酸化物やＭｇ硫化物、Ｍｇ−Ａｌ、Ｍｇ−Ｔｉ、Ｍｇ−Ａｌ−Ｔｉの複合酸化物や複合硫化物等を形成して、オーステナイト粒の粗大化を防止して、耐遅れ破壊特性の劣化を抑制する元素である。０．０００３％未満であると、添加効果が不十分であり、０．０１％を超えると、添加効果が飽和するので、Ｍｇは０．０００３〜０．０１％が好ましい。
Ｃａ：Ｃａは、脱酸や脱硫効果を有し、また、Ｃａ酸化物やＣａ硫化物、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇの複合酸化物や複合硫化物等を形成して、オーステナイト粒の粗大化を防止し、耐遅れ破壊特性の劣化を抑制する元素である。０．０００３％未満では、添加効果が不十分であり、０．０１％を超えると、添加効果が飽和するので、Ｃａは０．０００３〜０．０１％が好ましい。
Ｚｒ：Ｚｒは、Ｚｒ酸化物やＺｒ硫化物、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｚｒの複合酸化物や複合硫化物等を形成し、オーステナイト粒の粗大化を防止して、耐遅れ破壊特性の劣化を抑制する元素である。０．０００３％未満では、添加効果が不十分であり、０．０１％を超えると、添加効果が飽和するので、Ｚｒは０．０００３〜０．０１％が好ましい。
鋼組織
次に、本発明の高強度鋼材及び高強度ボルトの組織（以下「本発明鋼組織」ということがある。）について説明する。本発明鋼組織は、焼戻しマルテンサイト主体であるので、引張強度が１３００ＭＰａ以上でも、延性及び靭性が良好な組織である。
本発明鋼組織は、低炭素領域及び窒化層を除く領域における焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上であり、残部が、残留オーステナイト、ベイナイト、パーライト、フェライトの１種又は２種以上からなる組織が好ましい。
焼戻しマルテンサイトの面積率は、図２に示す炭素濃度曲線で炭素濃度が一定となる深さ、及び、図３に示す窒素濃度曲線で窒素濃度が一定となる深さのうち、深い方の位置で測定する。
例えば、鋼材又はボルトの表面から２０００μｍ以上の深さや、鋼材の厚さや直径の１／４の部位で焼戻しマルテンサイトの面積率を測定すればよい。
なお、マルテンサイトの面積率は、鋼材のＣ断面を、光学顕微鏡を用いて観察し、単位面積当たりのマルテンサイトの面積を測定して求めることができる。具体的には、鋼材のＣ断面を研磨してナイタールエッチング液でエッチングし、０．０４ｍｍ２の範囲の５視野のマルテンサイトの面積を測定し、その平均値を算出する。
また、本発明鋼材において、鋼材表面の圧縮残留応力は、窒化処理時の加熱、急冷で発生し、耐遅れ破壊特性を改善する。圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上発生すると、耐遅れ破壊特性が向上するので、本発明鋼材の表面の圧縮残留応力は２００ＭＰａ以上が好ましい。
圧縮残留応力は、Ｘ線残留応力測定装置を用いて測定することができる。具体的には、鋼材表面の残留応力を測定し、その後、鋼材表面を電解研磨で２５μｍずつエッチングして、深さ方向の残留応力を測定する。任意の３箇所を測定し、その平均値を用いることが好ましい。
表層に低炭素領域及び窒化層が形成されていない鋼材においては、引張強度が１３００ＭＰａ以上になると、遅れ破壊の発生頻度が著しく増加する。したがって、引張強度が１３００ＭＰａ以上の場合、表層に低炭素領域及び窒化層が形成されている本発明鋼材の耐遅れ破壊特性は、顕著に優れた特性である。
本発明鋼材の引張強度の上限は、特に限定されないが、２２００ＭＰａを超えることは、現時点で、技術的に困難であるので、一応、２２００ＭＰａが上限である。なお、引張強度は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して測定すればよい。
製造方法
次に、本発明鋼材の製造方法について説明する。
本発明鋼材の製造方法は、所要の成分組成の鋼材（線材やＰＣ鋼棒、所定の形状に加工した鋼材）を加熱して脱炭処理を施す脱炭工程、脱炭処理が施された鋼材を冷却して、鋼組織をマルテンサイト主体の組織とする焼入れ工程、及び、焼入れた鋼材に、５００℃超、６５０℃以下で窒化処理を施す窒化工程からなる。
なお、窒化工程により、本発明鋼材の組織は焼戻しマルテンサイト主体の組織となる。
脱炭工程で、本発明鋼材に脱炭処理を施して、鋼材の表面から１００μｍ以上、１０００μｍ以下の深さまで、炭素濃度を、０．０５％以上、鋼材の炭素濃度の０．９倍以下とする。加熱炉の雰囲気を、例えば、メタンガスの濃度を調整して弱脱炭性にして、低炭素領域を形成することができる。
脱炭処理における加熱温度は、Ａｃ３〜９５０℃が好ましい。Ａｃ３以上に加熱することにより、鋼組織をオーステナイトとし、表層からの脱炭を促進して、容易に低炭素領域を形成することができる。
加熱温度の上限は、結晶粒の粗大化を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上させる点で、９５０℃が好ましい。加熱温度での保持時間は３０〜９０分が好ましい。上記加熱温度で３０分以上保持することにより、低炭素領域の深さを充分に確保できるとともに、鋼組織を均質にすることができる。生産性を考慮すると、加熱温度での保持時間は、９０分以下が好ましい。
焼入れ工程では、加熱された鋼材を冷却してマルテンサイト主体の組織とする。加熱された鋼材をそのまま油冷して焼入れしてもよい。
本発明鋼組織において焼戻しマルテンサイトの面積率は８５％以上が好ましいので、焼入れ後のマルテンサイトの面積率は８５％以上が好ましい。
焼入れ工程で、マルテンサイトの面積率を８５％以上確保するには、焼入れの際、７００〜３００℃の範囲の冷却速度を５℃／ｓ以上とすることが好ましい。冷却速度が５℃／ｓ未満であると、マルテンサイトの面積率が８５％未満になる場合がある。
窒化工程では、鋼組織がマルテンサイト主体で、表層に低炭素領域が形成されている鋼材に、窒化処理を施す。窒化処理によって、鋼材表面からの厚さが２００μｍ以上で、かつ、窒素濃度が１２．０％以下で、鋼材の窒素濃度よりも０．０２％以上高い窒化層を形成するとともに、同時に、鋼材を焼戻して、鋼組織を焼戻しマルテンサイト主体の組織とし、かつ、水素を捕捉する微細析出物を析出させる。
本発明鋼材の製造方法では、鋼材が、Ｖ及びＭｏの一方又は双方を含有するので、窒化工程で、水素を捕捉する作用をなす微細な炭化物、窒化物、及び／又は、炭窒化物（微細析出物）を析出させている。
窒化処理は、例えば、アンモニア又は窒素を含んだ雰囲気中で、鋼材を加熱して行う。窒化処理は、５００℃超、６５０℃以下で３０〜９０分間保持することが好ましい。窒化処理温度が６５０℃を超えると、鋼材の強度が低下するので、窒化処理温度は６５０℃以下とする。
窒化処理温度が５００℃以下であると、微細析出物が十分に析出しないので、窒化処理温度は５００℃超とする。また、窒化処理の温度を５００℃超にすれば、鋼材表面からの窒素の拡散に要する時間が短くなり、処理時間が短縮されて、生産性が高くなる。
窒化処理時間が３０分未満であると、窒化層の深さが、表面から２００μｍ以上の深さに達しない恐れがあるので、窒化処理時間は３０分以上が好ましい。窒化処理時間の上限は規定しないが、本発明では窒化処理温度が高いので、９０分以下でも、十分な厚さの窒化層を形成できる。
なお、窒化工程においては、ガス窒化法、ガス軟窒化法、プラズマ窒化法、塩浴窒化法など、一般的な窒化方法を用いることができる。
次に、本発明の高強度ボルト（以下「本発明ボルト」ということがある。）の製造方法について説明する。
本発明ボルトの製造方法は、所要の成分組成の本発明鋼材をボルトに加工する加工工程、ボルトを加熱して脱炭処理する脱炭工程、加熱されたボルトを冷却して、鋼組織をマルテンサイト主体の組織とする焼入れ工程、及び、焼入れされたボルトを５００℃超、６５０℃以下の温度で窒化処理する窒化工程からなる。
窒化工程で、ボルトの鋼組織は焼戻しマルテンサイト主体の組織となる。
なお、加工工程では、例えば、鋼材である線材を冷間鍛造し、転造して、ボルト形状にしてもよい。
本発明ボルトの製造方法が本発明鋼材の製造方法と異なるところは、鋼材をボルト形状に加工する加工工程のみであるので、その他の工程についての説明は省略する。
本発明鋼材の製造方法、及び、本発明ボルトの製造方法においては、窒化処理後、５００〜２００℃までの範囲を１０〜１００℃／ｓの冷却速度で急冷することが好ましい。窒化処理後の急冷により、鋼材又はボルトの表面の圧縮残留応力を２００ＭＰａ以上とすることができる。この圧縮残留応力の存在で、耐遅れ破壊特性がより一層向上する。
【実施例】
【０００９】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
（実施例）
表１に示す成分組成の溶鋼を、常法にしたがって鋳造し、鋳片を熱間加工して鋼材（線材）とした。鋼材を、Ａｃ３〜９５０℃に加熱し、そのまま冷却して焼入れを行った。
なお、加熱の際に、加熱炉の雰囲気を弱脱炭性に制御し、焼入れは、７００〜３００℃の範囲の冷却速度が５℃／ｓ以上になるように、油冷した。また、加熱炉の雰囲気の炭素ポテンシャル、加熱温度と保持時間によって低炭素領域の深さを調整した。
【表１】
2011111872.tif 000003
その後、鋼材に、ガス軟窒化法で、窒化層を形成する窒化処理を施した。窒化処理後、５００〜２００℃の範囲を、表２に示す冷却速度（焼戻し後の冷却速度）で急冷し、製造Ｎｏ．１〜２５の高強度鋼材を得た。
なお、窒化処理は、表２に示す温度で、処理ガス雰囲気中のアンモニア体積比を３０〜５０％とし、処理時間を３０〜９０分として行った。
窒化層の厚さは、加熱温度と保持時間を変化させて調整した。窒化層の窒素濃度は、処理ガス雰囲気中のアンモニア体積比を変化させて調整した。
【表２】
2011111872.tif 000004
表１に示す鋼材（線材）をボルトに加工し、製造Ｎｏ．１〜２５の高強度鋼材（線材）と同様の工程で、製造Ｎｏ．２６〜４０の高強度ボルトを得た。窒化処理は、表３に示す温度範囲で行い、窒化処理後、５００〜２００℃の範囲を、表３に示す冷却速度（焼戻し後の冷却速度）で急冷した。
【表３】
2011111872.tif 000005
製造Ｎｏ．１〜２５の高強度鋼材（表２）、及び、製造Ｎｏ．２６〜４０の高強度ボルト（表３）の焼戻しマルテンサイト比率、引張強度、低炭素領域深さ、窒化層厚さ、圧縮残留応力、侵入水素量、限界拡散性水素量、及び、耐遅れ破壊特性を以下に示す方法で測定した。その結果を、表２及び表３に併せて示す。
焼戻しマルテンサイト比率
焼戻しマルテンサイト比率は、製造Ｎｏ．１〜２５の高強度鋼材及び製造Ｎｏ．２６〜４０の高強度ボルトのＣ断面を研磨してナイタールエッチング液でエッチングし、光学顕微鏡を用いて、０．０４ｍｍ２の範囲における５視野のマルテンサイトの面積を測定し、その平均値とした。
なお、製造Ｎｏ．１〜２５の高強度鋼材及び製造Ｎｏ．２７〜４１の高強度ボルトにおいて、焼戻しマルテンサイトの残部の組織は、残留オーステナイト、ベイナイト、パーライト、フェライトの１種又は２種以上であった。
引張強度
引張強度は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して測定した。
低炭素領域深さと窒化層厚さ
製造Ｎｏ．１〜２５の高強度鋼材及び製造Ｎｏ．２６〜４０の高強度ボルトの断面を研磨し、長手方向の任意の５ヶ所について、ＥＤＸを用いて、表面から深さ方向の炭素濃度及び窒素濃度を測定した。
炭素濃度が、鋼材の炭素濃度の０．９倍以下（（低炭素領域の炭素濃度／鋼材の炭素濃度）≦０．９）である領域の深さ（厚さ）を「低炭素領域深さ」とし、窒素濃度が、鋼材の窒素濃度より０．０２％以上高い（窒化層の窒素濃度−鋼材の窒素濃度≧０．０２）領域の深さ（厚さ）を「窒化層厚さ」とした。
なお、低炭素領域深さ、及び、窒化層厚さは、長手方向の任意の５箇所について測定した値の平均値とした。
圧縮残留応力
Ｘ線残留応力測定装置を用いて表面の圧縮残留応力を測定した。製造Ｎｏ．１〜２５の高強度鋼材、及び、製造Ｎｏ．２６〜４０の高強度ボルトの表面の残留応力を測定した後、表面を電解研磨にて、２５μｍずつエッチングして、深さ方向の残留応力を測定した。なお、圧縮残留応力は、任意の３箇所について測定した値の平均値とした。
限界拡散性水素量と耐遅れ破壊特性
製造Ｎｏ．１〜２５の高強度鋼材及び製造Ｎｏ．２６〜４０の高強度ボルトから、図４に示す形状の遅れ破壊試験片を作製して、水素を侵入させた。水素の侵入は、電解水素チャージ法を用い、チャージ電流を変化させて、表２及び表３に示すように、侵入水素量を変化させた。
水素を侵入させた遅れ破壊試験片の表面に、拡散性水素の逃散を防止するため、Ｃｄめっきを施し、上記試験片内部の水素濃度を均質化するため、室温で３時間放置した。
その後、図５に示す遅れ破壊試験機を用いて、試験片１に引張強度の９０％の引張荷重を負荷する定荷重遅れ破壊試験を行った。なお、図５に示す試験機では、試験片１に引張加重を付加する際、支点３を支点とするテコの一方の端にバランスウェイト２を配置し、他方の端に試験片１を配置して試験を行った。
そして、図１（ｂ）に示すように、定荷重遅れ破壊試験を１００時間以上行って破断しなかった試験片１の拡散性水素量の最大値を限界拡散性水素量とした。試験片１の拡散性水素量は、遅れ破壊試験片を１００℃／ｈで昇温し、室温〜４００℃の間に放出された水素量の積算値を、ガスクロマトグラフで測定した。
侵入水素量と遅れ破壊の限界拡散性水素量を比較して、侵入水素量よりも限界拡散性水素量が多い場合は、遅れ破壊は発生せず、逆に、侵入水素量よりも限界拡散性水素量が少ない場合は、遅れ破壊が発生する。
したがって、耐遅れ破壊特性は、表２及び表３に示す侵入水素量が限界拡散性水素量未満である場合、「遅れ破壊なし」、侵入水素量が限界拡散性水素量以上である場合、「遅れ破壊あり」と評価した。
侵入水素量
侵入水素量は、製造Ｎｏ．１〜２５の高強度鋼材及び製造Ｎｏ．２６〜４０の高強度ボルトの試験片を用意し、図６に示す、温度・湿度・時間のパターンでの腐食促進試験を３０サイクル行った。
試験片の表面の腐食層をサンドブラストで除去してから、昇温法で水素分析を行い、室温から４００℃までに放出された水素量を測定して、侵入水素量を求めた。
表２に示すように、発明例の製造Ｎｏ．１〜１５の高強度鋼材は、低炭素領域深さが１００μｍ以上で、かつ、窒化層厚さが２００μｍ以上で、いずれも、引張強度が１３００ＭＰａ以上、侵入水素量が０．５ｐｐｍ以下、限界拡散性水素量が２．００ｐｐｍ以上で、侵入水素量が限界拡散性水素量未満であり、「遅れ破壊なし」であった。
また、製造Ｎｏ．１〜１５の高強度鋼材は、いずれも、焼戻しマルテンサイト比率が、５０％以上であり、焼戻しマルテンサイト主体の組織であった。また、製造Ｎｏ．１〜１５の高強度鋼材は、いずれも、圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であった。
これに対して、表２に示すように、比較例の製造Ｎｏ．１６の高強度鋼材は、Ｃ量、Ｓｉ量及び、Ｍｎ量が少なく、強度が低い例である。
製造Ｎｏ．１７はＣ量が多く、製造Ｎｏ．１８はＭｎ量が多く、製造Ｎｏ．１９はＣｒ量が多く、製造Ｎｏ．２１はＣｕ量が多く、製造Ｎｏ．２２はＢ量が多く、製造Ｎｏ．２０はＶ＋１／２Ｍｏが低いため、限界拡散性水素量が低く、「遅れ破壊あり」となった例である。
また、製造Ｎｏ．２３は、焼入れの加熱時間が短く、低炭素領域深さが１００μｍ未満であり、限界拡散性水素量が低く、「遅れ破壊あり」となった例である。製造Ｎｏ．２４は、窒化処理の時間が短く、窒化層厚さが２００μｍ未満であり、侵入水素量が多く、「遅れ破壊あり」となった例である。
製造Ｎｏ．２５は、窒化処理のガスのアンモニアの濃度を低くしたため、表面から２００μｍの深さまでの部位において、鋼材との窒素濃度の差が０．０１質量％となり、侵入水素量が多く、「遅れ破壊あり」となった例である。
表３に示すように、発明例の製造Ｎｏ．２６〜４０の高強度ボルトは、低炭素領域深さが１００μｍ以上で、窒化層厚さが２００μｍ以上で、いずれも、引張強度が１３００ＭＰａ以上で、侵入水素量が０．５ｐｐｍ以下で、限界拡散性水素量が２．００ｐｐｍ以上で、侵入水素量が限界拡散性水素量未満であり、「遅れ破壊なし」であった。
製造Ｎｏ．２６〜４０の高強度ボルトは、いずれも、焼戻しマルテンサイト比率が、５０％以上であり、焼戻しマルテンサイト主体の組織であり、圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であった。
表２及び表３から、鋼材（線材）をボルトに加工した点のみが、製造Ｎｏ．１〜１５の高強度鋼材と異なる製造Ｎｏ．２６〜４０の高強度ボルト（製造Ｎｏ．１〜１５の高強度鋼材のそれぞれに、製造Ｎｏ．２６〜４０の高強度ボルトが対応する）は、高強度鋼材と比較して、さらに、侵入水素量が抑制されていることが解る。
【産業上の利用可能性】
【００１０】
前述したように、本発明によれば、厳しい腐食環境においても優れた耐遅れ破壊特性を発現する高強度鋼材（線材、ＰＣ鋼棒）及び高強度ボルトと、それらを安価に製造することができる製造方法を提供することできる。よって、本発明は、鋼材製造及び使用産業において利用可能性が極めて高いものである。
【符号の説明】
【００１１】
１  試験片
２  バランスウェイト
３  支点
【図１（ａ）】
2011111872.tif 000006
【図１（ｂ）】
2011111872.tif 000007
【図２】
2011111872.tif 000008
【図３】
2011111872.tif 000009
【図４】
2011111872.tif 000010
【図５】
2011111872.tif 000011
【図６】
2011111872.tif 000012
【手続補正書】
【提出日】平成24年4月19日(2012.4.19)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．５５％、
Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％
を含有し、さらに、
Ｖ：１．５％以下及びＭｏ：３．０％以下の１種又は２種を含有し、かつ、ＶとＭｏの含有量が、
Ｖ＋１／２Ｍｏ＞０．４％
を満たし、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０１〜４％、
Ｎｉ：０．０１〜４％、及び、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上の組織である鋼材であって、
上記鋼材の表層に、
（ａ）上記鋼材の表面からの厚さが２００μｍ以上で、かつ、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度より０．０２質量％以上高い窒化層、及び、
（ｂ）上記鋼材の表面からの深さが１００μｍ以上、１０００μｍ以下で、かつ、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域
が形成されている
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項２】
前記窒化層及び低炭素領域の存在により、鋼材に侵入する水素量が０．５ｐｐｍ以下であり、かつ、鋼材の限界拡散性水素量が２．００ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項３】
さらに、前記鋼材が、質量％で、
Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項４】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項５】
前記鋼材の表面における圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項６】
前記鋼材の引張強度が１３００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項７】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．５５％、
Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％
を含有し、さらに、
Ｖ：１．５％以下及びＭｏ：３．０％以下の１種又は２種を含有し、かつ、ＶとＭｏの含有量が、
Ｖ＋１／２Ｍｏ＞０．４％
を満たし、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０１〜４％、
Ｎｉ：０．０１〜４％、及び、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上の組織である鋼材を加工したボルトであって、
上記ボルトの表層に、
（ａ）上記ボルトの表面からの厚さが２００μｍ以上で、かつ、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度より０．０２質量％以上高い窒化層、及び、
（ｂ）上記ボルトの表面からの深さが１００μｍ以上、１０００μｍ以下で、かつ、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域
が形成されている
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項８】
前記窒化層及び低炭素領域の存在で、ボルトへ侵入する水素量が０．５ｐｐｍ以下であり、かつ、ボルトの限界拡散性水素量が２．００ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項７に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項９】
さらに、前記鋼材が、質量％で、
Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項７又は８に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１０】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項７〜９のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１１】
前記ボルトの表面における圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項７〜１０のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１２】
前記ボルトの引張強度が１３００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項７〜１１のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１３】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法であって、
(1)  請求項１又は３に記載の成分組成の鋼材を加熱して、鋼材の表面から１００μｍ以上、１０００μｍ以下の深さまで、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域を形成し、次いで、そのまま冷却して、鋼材組織をマルテンサイト主体の組織とし、その後、
(2)  上記鋼材に、５００℃超、６５０℃以下の窒化処理を施して、該鋼材の表層に、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度よりも０．０２質量％以上高い、上記鋼材の表面からの厚さが２００μｍ以上の窒化層を形成するとともに、鋼材組織を焼戻しマルテンサイト主体の組織とする
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項１４】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項１３に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項１５】
請求項７〜１２のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れたボルトの製造方法であって、
(1)  請求項８又は１０に記載の成分組成の鋼材を加工したボルトを加熱して、ボルトの表面から１００μｍ以上、１０００μｍ以下の深さまで、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域を形成し、次いで、そのまま冷却して、鋼材組織をマルテンサイト主体の組織とし、その後、
(2)  上記ボルトに、５００℃超、６５０℃以下の窒化処理を施して、該ボルトの表層に、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度よりも０．０２質量％以上高い、上記ボルトの表面からの厚さが２００μｍ以上の窒化層を形成するとともに、鋼材を焼戻しマルテンサイト主体の組織とする
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【請求項１６】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項１５に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【手続補正書】
【提出日】平成24年8月17日(2012.8.17)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．５５％、
Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％
を含有し、さらに、
Ｖ：１．５％以下及びＭｏ：３．０％以下の１種又は２種を含有し、かつ、ＶとＭｏの含有量が、
Ｖ＋１／２Ｍｏ＞０．４％
を満たし、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０１〜４％、
Ｎｉ：０．０１〜４％、及び、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上の組織である鋼材であって、
上記鋼材の表層に、
（ａ）上記鋼材の表面からの厚さが２００μｍ以上で、かつ、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度より０．０２質量％以上高い窒化層、及び、
（ｂ）上記鋼材の表面からの深さが１００μｍ以上、１０００μｍ以下で、かつ、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域
が形成されている
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項２】
前記窒化層及び低炭素領域の存在により、鋼材に侵入する水素量が０．５ｐｐｍ以下であり、かつ、鋼材の限界拡散性水素量が２．００ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項３】
さらに、前記鋼材が、質量％で、
Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項４】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項５】
前記鋼材の表面における圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項６】
前記鋼材の引張強度が１３００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項７】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．５５％、
Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％
を含有し、さらに、
Ｖ：１．５％以下及びＭｏ：３．０％以下の１種又は２種を含有し、かつ、ＶとＭｏの含有量が、
Ｖ＋１／２Ｍｏ＞０．４％
を満たし、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０１〜４％、
Ｎｉ：０．０１〜４％、及び、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上の組織である鋼材を加工したボルトであって、
上記ボルトの表層に、
（ａ）上記ボルトの表面からの厚さが２００μｍ以上で、かつ、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度より０．０２質量％以上高い窒化層、及び、
（ｂ）上記ボルトの表面からの深さが１００μｍ以上、１０００μｍ以下で、かつ、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域
が形成されている
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項８】
前記窒化層及び低炭素領域の存在で、ボルトへ侵入する水素量が０．５ｐｐｍ以下であり、かつ、ボルトの限界拡散性水素量が２．００ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項７に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項９】
さらに、前記鋼材が、質量％で、
Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項７又は８に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１０】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項７〜９のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１１】
前記ボルトの表面における圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項７〜１０のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１２】
前記ボルトの引張強度が１３００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項７〜１１のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１３】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法であって、
(1)  請求項１又は３に記載の成分組成の鋼材を加熱して、鋼材の表面から１００μｍ以上、１０００μｍ以下の深さまで、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域を形成し、次いで、そのまま冷却して、鋼材組織を焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上の組織とし、その後、
(2)  上記鋼材に、５００℃超、６５０℃以下の窒化処理を施して、該鋼材の表層に、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度よりも０．０２質量％以上高い、上記鋼材の表面からの厚さが２００μｍ以上の窒化層を形成するとともに、鋼材組織を焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上の組織とする
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項１４】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項１３に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項１５】
請求項７〜１２のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れたボルトの製造方法であって、
(1)  請求項７又は９に記載の成分組成の鋼材を加工したボルトを加熱して、ボルトの表面から１００μｍ以上、１０００μｍ以下の深さまで、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域を形成し、次いで、そのまま冷却して、鋼材組織を焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上の組織とし、その後、
(2)  上記ボルトに、５００℃超、６５０℃以下の窒化処理を施して、該ボルトの表層に、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度よりも０．０２質量％以上高い、上記ボルトの表面からの厚さが２００μｍ以上の窒化層を形成するとともに、鋼材を焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上の組織とする
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【請求項１６】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項１５に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【手続補正書】
【提出日】平成24年10月29日(2012.10.29)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．５５％、
Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％
を含有し、さらに、
Ｖ：１．５％以下及びＭｏ：３．０％以下の１種又は２種を含有し、かつ、ＶとＭｏの含有量が、
Ｖ＋１／２Ｍｏ＞０．４％
を満たし、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０１〜４％、
Ｎｉ：０．０１〜４％、及び、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上の組織である鋼材であって、
上記鋼材の表層に、
（ａ）上記鋼材の表面からの厚さが２００μｍ以上で、かつ、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度より０．０２質量％以上高い窒化層、及び、
（ｂ）上記鋼材の表面からの深さが１００μｍ以上、１０００μｍ以下で、かつ、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域
が形成されている
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項２】
前記窒化層及び低炭素領域の存在により、鋼材に侵入する水素量が０．５ｐｐｍ以下であり、かつ、鋼材の限界拡散性水素量が２．００ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項３】
さらに、前記鋼材が、質量％で、
Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項４】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項５】
前記鋼材の表面における圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項６】
前記鋼材の引張強度が１３００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。
【請求項７】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．５５％、
Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％
を含有し、さらに、
Ｖ：１．５％以下及びＭｏ：３．０％以下の１種又は２種を含有し、かつ、ＶとＭｏの含有量が、
Ｖ＋１／２Ｍｏ＞０．４％
を満たし、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０１〜４％、
Ｎｉ：０．０１〜４％、及び、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上の組織である鋼材を加工したボルトであって、
上記ボルトの表層に、
（ａ）上記ボルトの表面からの厚さが２００μｍ以上で、かつ、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度より０．０２質量％以上高い窒化層、及び、
（ｂ）上記ボルトの表面からの深さが１００μｍ以上、１０００μｍ以下で、かつ、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域
が形成されている
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項８】
前記窒化層及び低炭素領域の存在で、ボルトへ侵入する水素量が０．５ｐｐｍ以下であり、かつ、ボルトの限界拡散性水素量が２．００ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項７に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項９】
さらに、前記鋼材が、質量％で、
Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項７又は８に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１０】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項７〜９のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１１】
前記ボルトの表面における圧縮残留応力が２００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項７〜１０のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１２】
前記ボルトの引張強度が１３００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項７〜１１のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。
【請求項１３】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法であって、
(1)  請求項１又は３に記載の成分組成の鋼材を加熱して、鋼材の表面から１００μｍ以上、１０００μｍ以下の深さまで、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域を形成し、次いで、そのまま冷却して、鋼材組織をマルテンサイトの面積率が８５％以上の組織とし、その後、
(2)  上記鋼材に、５００℃超、６５０℃以下の窒化処理を施して、該鋼材の表層に、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度よりも０．０２質量％以上高い、上記鋼材の表面からの厚さが２００μｍ以上の窒化層を形成するとともに、鋼材組織を焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上の組織とする
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項１４】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項１３に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項１５】
請求項７〜１２のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れたボルトの製造方法であって、
(1)  請求項７又は９に記載の成分組成の鋼材を加工したボルトを加熱して、ボルトの表面から１００μｍ以上、１０００μｍ以下の深さまで、炭素濃度が０．０５質量％以上で、上記鋼材の炭素濃度の０．９倍以下の低炭素領域を形成し、次いで、そのまま冷却して、鋼材組織をマルテンサイトの面積率が８５％以上の組織とし、その後、
(2)  上記ボルトに、５００℃超、６５０℃以下の窒化処理を施して、該ボルトの表層に、窒素濃度が１２．０質量％以下で、上記鋼材の窒素濃度よりも０．０２質量％以上高い、上記ボルトの表面からの厚さが２００μｍ以上の窒化層を形成するとともに、鋼材を焼戻しマルテンサイトの面積率が８５％以上の組織とする
ことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【請求項１６】
前記窒化層の厚さが１０００μｍ以下であることを特徴とする請求項１５に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。
【国際調査報告】
2011111872.tif 000013
2011111872.tif 000014